JP2004124218A

JP2004124218A - Electroslag welded joint having weld metal with excellent toughness

Info

Publication number: JP2004124218A
Application number: JP2002293164A
Authority: JP
Inventors: Yasushi Kitani; 木谷　靖; Tomomasa Ikeda; 池田　倫正; Kenji Tokinori; 時乗　健次
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-10-07
Filing date: 2002-10-07
Publication date: 2004-04-22

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a welded joint which is obtained by welding a steel plate by large heat input electroslag welding of ≥400 kJ/cm welding heat input and has a weld metal with excellent toughness. <P>SOLUTION: The welded joint has the weld metal having a composition which consists of, by mass, 0.02 to 0.20% C, 0.05 to 1.20% Si, 0.5 to 2.5% Mn, 0.002 to 0.05% Al, 0.05 to 1.2% Mo, 0.005 to 0.050% Ti, 0.0010 to 0.010% B, 0.0025 to 0.0085% N, 0.010 to 0.030% O and the balance Fe with inevitable impurities and in which the value of B/N represented by B/N=[B]/[N] using the respective contents of B and N ranges 0.4 to 1.2. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼板と、その大入熱エレクトロスラグ溶接によって生じた溶融メタルが凝固した溶接金属とからなる溶接継手に関するものであり、詳しくは溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって得られた溶接金属が良好な靭性を有する溶接継手に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地震による建築物等の鋼構造物の脆性破壊を防止する観点から、溶接部の高靭性化の要求が高まっている。鉄骨構造に用いられる溶接法としては、ガスシールドアーク溶接，サブマージアーク溶接，エレクトロスラグ溶接等がある。これらの溶接法のうち、エレクトロスラグ溶接は、一般に鉄骨ダイアフラムや仕口部の立向き溶接に用いられ、他の溶接法に比べて大きい入熱で高能率の溶接が可能である。
【０００３】
たとえばダイアフラムの板厚が６０ｍｍ程度になると、１パスでエレクトロスラグ溶接を行なった場合、溶接入熱は１０００ｋＪ／ｃｍ程度と非常に大きくなる。このような大入熱の溶接では、溶接時の溶接金属の冷却速度が小さくなり、溶接金属の焼入れ性が低下する。その結果、ミクロ組織が粗大となり、溶接金属の靭性が低下するという問題がある。
【０００４】
この問題を解決する方法として、たとえば特開昭５９−１７９２８９　号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの含有量を規定し、かつそれらの含有量からＴＳＥ＝４１Ｃ＋５Ｓｉ＋８Ｍｎ＋２８Ｃｕ＋５Ｎｉ＋２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３２Ｖで算出されるＴＳＥ値が２８以上となるように成分を調整した極厚低合金高張力鋼板用エレクトロスラグ溶接ワイヤが開示されている。この技術では、極厚鋼板のエレクトロスラグ溶接で５３ｋｇ／ｍｍ^２（すなわち５１９ＭＰａ）以上の引張強さと−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが３　ｋｇｆ・ｍ（すなわち２９．４Ｊ）以上を有するエレクトロスラグ溶接金属が得られるとしている。
【０００５】
また特開平９−１３６７１０号公報には、エレクトロスラグ溶接において、母材（すなわち鋼板）と溶接用ワイヤと当金との溶融で形成される溶接金属の珪素含有量が０．１６〜０．２０重量％の範囲内となるように、珪素含有量の少ない材質の溶接用ワイヤを使用するとともに、当金の珪素含有量を母材と溶接用ワイヤの珪素含有量とに対応させて調整するエレクトロスラグ溶接金属の珪素調整方法が提案されている。
【０００６】
また特許第２８９２５７５　号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｔｉを適正範囲内で含み、かつＭｎ≧３（Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｔｉ）を満足する非消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接ワイヤが提案されている。
しかし特開昭５９−１７９２８９　号公報，特開平９−１３６７１０号公報，特許第２８９２５７５　号公報に記載された技術で得られる溶接金属は、シャルピー吸収エネルギーが試験温度０℃ないし−２０℃で３０Ｊ程度と、十分な靭性を有しているとは言い難い。
【０００７】
このような問題に対して、たとえば特開２００２−７９３９６号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｂを適正範囲内で含有し、　Ｎ，Ｏ含有量を低減した大入熱エレクトロスラグ溶接ワイヤが提案されている。この技術では、溶接金属のオーステナイト粒径を制御し、Ｂのオーステナイト粒界への偏析作用を利用することにより、優れた溶接金属靭性が得られるとしている。
【０００８】
しかしながら大入熱エレクトロスラグ溶接では、母材希釈率が高く、また種々の組成の鋼板が使用されるため、特開２００２−７９３９６号公報に記載された溶接用ワイヤを利用しても溶接金属の組織の微細化が不十分になる場合があり、高靭性の溶接金属を安定して得ることは困難であると推察される。
エレクトロスラグ溶接と同様に、大入熱溶接として用いられるサブマージアーク溶接においては、溶接金属を微細なアシキュラーフェライト組織とすることで高靭性化を達成する技術が良く知られている。溶接金属のアシキュラーフェライト化については、数多くの検討がなされ、溶接金属中にＴｉを含む酸化物系介在物を数多く分散させることによって、酸化物系介在物ないしその周辺からアシキュラーフェライトが生成するという知見が得られている。
【０００９】
しかしながら、エレクトロスラグ溶接は立向きで極めて溶接速度が遅く、溶融メタル中の脱酸反応が促進されることに加え、溶融メタル中の酸化物が浮上して大部分がスラグとして排出され、溶融メタル中の酸素量が低くなり、　酸化物系介在物の多量分散が困難となる。そのためサブマージアーク溶接のように、アシキュラーフェライト主体の組織にして高い靭性を得ることは困難であった。
【００１０】
【特許文献１】
特開昭５９−１７９２８９　号公報
【特許文献２】
特開平９−１３６７１０号公報
【特許文献３】
特許第２８９２５７５　号公報
【特許文献４】
特開２００２−７９３９６号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記のような問題を解消し、溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手であって、靭性に優れた溶接金属を有する溶接継手を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、溶接入熱　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して溶接継手を作製し、得られた溶接継手の溶接金属の靭性向上について鋭意研究を重ねた結果、下記の知見を得るに至った。
大入熱エレクトロスラグ溶接においては、極めて低速の立向き溶接となるため、高靭性が得られる微細なアシキュラーフェライト組織とするために必須とされるＴｉを含む酸化物系介在物を溶接金属中に分散させることが困難である。
【００１３】
そこでＴｉ酸化物に代わるフェライト生成核として、ＢＮに着目した。ＢＮはＴｉ酸化物に比較してフェライト生成核としての機能が低いといわれているが、大入熱エレクトロスラグ溶接においては溶融メタルの凝固速度，溶接金属の冷却速度が遅いので、溶接金属中のＢとＮが結合して容易にＢＮを形成する。溶接金属中へのＢとＮの添加は、溶接用ワイヤからの添加および鋼板の希釈を利用して行なうことができる。したがって大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属中にＢとＮを添加し、ＢＮを析出物として多量に分散させることは、Ｔｉ酸化物の分散に比べて容易である。
【００１４】
またＢについては、旧オーステナイト粒界への偏析を利用して、粗大な粒界フェライトの生成を抑制する効果が知られている。この効果を得るためには、溶接金属中に固溶状態で存在するフリーＢを確保することが必要である。そこでＢＮ形成のために添加するＢ量とＮ量を調整して、溶接金属中にフリーＢを残存させれば、ＢＮによるフェライト生成を促進する効果に加えて、粒界フェライトの生成を抑制する効果が得られる。その結果、溶接金属の組織が微細化され、靭性の向上が達成できる。
【００１５】
このように大入熱エレクトロスラグ溶接においては、溶接金属中に各種合金元素を添加し、溶接金属の焼入れ性を調整するとともに、適正量のＢとＮを添加することによって、ＢＮを形成させて微細フェライトの生成を促進し、かつフリーＢの粒界偏析による粗大な粒界フェライトの生成を抑制することができる。この微細フェライトの生成を促進する効果と粗大な粒界フェライトの生成を抑制する効果の相乗作用によって、微細なミクロ組織を有する高靭性の溶接金属が得られる。
【００１６】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであって、溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接金属と前記鋼板とからなる溶接継手であって、前記溶接金属が、Ｃ：０．０２〜０．２０質量％，Ｓｉ：０．０５〜１．２０質量％，Ｍｎ：　０．５〜２．５　質量％，Ａｌ：　０．００２〜０．０５質量％，Ｍｏ：０．０５〜１．２　質量％，Ｔｉ：　０．００５〜０．０５０　質量％，Ｂ：０．００１０〜０．０１０　質量％，Ｎ：０．００２５〜０．００８５質量％，Ｏ：　０．０１０〜０．０３０　質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ前記溶接金属に含有されるＢとＮの含有量を用いて下記の　（１）式で表わされるＢ／Ｎ値が　０．４〜１．２　の範囲内を満足することを特徴とする大入熱エレクトロスラグ溶接継手である。
【００１７】
Ｂ／Ｎ＝［Ｂ］／［Ｎ］　　　　　　　　　　　　・・・　（１）
［Ｂ］：Ｂ含有量（質量％）
［Ｎ］：Ｎ含有量（質量％）
また本発明では、溶接金属が、前記組成に加えて、Ｎｉ：０．０５〜２．０　質量％を含有することが好ましい。
【００１８】
また溶接金属が、前記組成に加えて、Ｃｕ：０．０５〜１．０　質量％を含有することが好ましい。
また溶接金属が、前記組成に加えて、Ｃｒ：０．０３〜２．０　質量％，Ｖ：　０．００３〜０．３　質量％およびＮｂ：　０．００３〜０．３　質量％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明を適用する溶接金属の成分を規定した理由について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．２０質量％
Ｃは、溶接金属の強度を増加し、かつ焼入れ性を向上させる元素であるが、Ｃ含有量が０．０２質量％未満では、十分な焼入れ性が得られない。　一方、　０．２０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、しかも過剰な硬化や島状マルテンサイトの生成により溶接金属の靭性が劣化する。　このため、Ｃは０．０２〜０．２０質量％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｓｉ：０．０５〜１．２０質量％
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに溶接金属の強度を向上させ、さらに溶融メタルの湯流れ性を向上させる元素である。このような効果はＳｉ含有量が０．０５質量％以上で認められる。一方、　１．２０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、しかも島状マルテンサイトの生成を助長し、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ｓｉは０．０５〜１．２０質量％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｍｎ：　０．５〜２．５　質量％
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保し、かつ溶接金属の焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が　０．５質量％未満では、十分な焼入れ性が得られない。一方、　　２．５質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベイナイト相あるいはマルテンサイト相が生成して、溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｍｎは　０．５〜２．５　質量％の範囲に限定した。
【００２２】
Ａｌ：　０．００２〜０．０５質量％
Ａｌは、脱酸元素であり、溶融メタル中での脱酸作用を促進させるために溶接用ワイヤに含有させる。溶融メタルの脱酸反応が不十分であると、溶接金属中の酸素が増加し、固溶状態で含有されるべき元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｂ等が酸化物となり、溶接金属の焼入れ性低下，靭性劣化が生じる。このため、Ａｌは　０．００２質量％以上含有させる。しかし、０．０５質量％を超えて含有すると、溶接金属中に　Ａｌ_２Ｏ_３が多量に形成され、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉ酸化物の生成を阻害するのみならず、溶接金属中に破壊発生の起点となる粗大な酸化物系介在物を内在させることになり、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ａｌは　０．００２〜０．０５質量％の範囲に限定した。
【００２３】
Ｍｏ：０．０５〜１．２　質量％
Ｍｏは、溶接金属の強度を向上させ、かつ溶接金属の焼入れ性を増加し、変態時にアシキュラーフェライトの生成を促進し、溶接金属の組織を微細化させる元素である。このような効果を得るためには、　０．０５質量％以上の含有を必要とする。一方、　１．２質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、しかも過剰な硬化が生じて溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｍｏは０．０５〜１．２　質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００２４】
Ｔｉ：　０．００５〜０．０５０　質量％
Ｔｉは、溶融メタル中で酸化物を形成し、その酸化物を核として微細なアシキュラーフェライトが生成し、溶接金属の靭性を向上させる効果を有する。本発明ではＢＮを核とするアシキュラーフェライト生成を主眼とするが、Ｔｉ酸化物の導入を併用することによってその効果は一層高められる。Ｔｉ含有量が　０．００５質量％未満では、酸化物が十分に生成せず、溶接金属の靭性向上の効果が得られない。一方、　０．０５０質量％を超えて含有すると、Ｔｉが溶接金属中で固溶元素として働くので、溶接金属が硬化して靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉは　０．００５〜０．０５０　質量％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｂ：０．００１０〜０．０１０　質量％
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、溶接金属の靭性を向上させる元素である。また、Ｂは溶接金属中でＢＮとなってＮを固定し、固溶Ｎによる溶接金属の靭性の劣化を防止するとともに、ＢＮを核とするアシキュラーフェライトの生成を促進して溶接金属の組織を微細化し、靭性を向上させる効果がある。しかも、Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析して粗大な初析フェライトの成長を抑制する作用を有しており、溶接金属の靭性を一層向上させる効果も有する。このようなＢの効果を得るためには、溶接金属中にある程度の量のＢＮを生成させる必要があり、Ｂは０．００１０質量％以上含有する必要がある。一方、　　０．０１０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなる。このため、Ｂは０．００１０〜０．０１０　質量％の範囲に限定した。
【００２６】
Ｎ：０．００２５〜０．００８５質量％
Ｎは、溶接金属中に固溶し、溶接金属の靭性を劣化させる元素である。本発明ではＢと結合して生成されるＢＮを核としてアシキュラーフェライトの生成を促進するために０．００２５質量％以上含有させる。しかし、０．００８５質量％を超えて含有すると、溶接金属中のフリーＮを抑制するために過剰にＢを添加することになり、溶接金属の靭性を劣化させ、かつ高温割れが発生する危険性が増大する。このため、Ｎは０．００２５〜０．００８５質量％以下とする。
【００２７】
Ｏ：　０．０１０〜０．０３０　質量％
Ｏは、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉ酸化物を形成するために、　０．０１０質量％以上含有する必要がある。しかし、　０．０３０質量％を超えて含有すると、溶接金属中のＯが過剰となり、溶接金属の焼入れ性を低下させるばかりでなく、溶接金属中で破壊の起点となる粗大な酸化物を多量に内在させることになり、溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｏは　０．０１０〜０．０３０　質量％の範囲に限定した。
【００２８】
Ｂ／Ｎ：　０．４〜１．２
本発明においては、溶接金属中のアシキユラーフェライト生成の核としてＢＮを利用するためにＢおよびＮを添加する。ただし、フリーＮによる溶接金属の靭性劣化を防止し、フリーＢによる粗大な粒界フェライトの生成を抑制する効果を利用するためには、ＢとＮの各々の含有量のみならず、ＢとＮの含有量のバランスを適正範囲に維持する必要がある。そこで、ＢとＮの含有量のバランスを示す指標として、溶接金属中のＢ含有量とＮ含有量とを用いて下記の　（１）式から算出されるＢ／Ｎ値を用いる。
【００２９】
Ｂ／Ｎ＝［Ｂ］／［Ｎ］　　　　　　　　　　　　・・・　（１）
［Ｂ］：Ｂ含有量（質量％）
［Ｎ］：Ｎ含有量（質量％）
Ｂ／Ｎ値が　０．４未満では、溶接金属中のＮが過剰となり、粗大な粒界フェライトが生成するばかりでなく、フリーＮが存在するために溶接金属の靭性が劣化する。一方、　Ｂ／Ｎ値が　１．２を超えると、溶接金属中のＢが過剰となり、フリーＢの増加による焼入れ性の増加や島状マルテンサイトの生成による靭性の劣化が生じる。このため、Ｂ／Ｎ値は　０．４〜１．２　の範囲に限定した。
【００３０】
上記した成分に加えて、本発明では、溶接金属中に、さらにＮｉ：０．０５〜２．０　質量％および／またはＣｕ：０．０５〜１．０　質量％を含有することができる。
また、Ｃｒ：０．０３〜２．０　質量％，Ｖ：　０．００３〜０．３　質量％およびＮｂ：　０．００３〜０．３　質量％のうちの１種または２種以上を含有することができる。
これらのＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂは、いずれも大入熱溶接において、溶接金属の強度と靭性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
【００３１】
Ｎｉ：０．０５〜２．０　質量％
Ｎｉは、溶接金属の強度と靭性を向上させる元素として０．０５質量％以上含有することが好ましい。一方、　　２．０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する危険性が増大するばかりでなく、上部ベイナイトあるいはマルテンサイト相が生成して、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ｎｉを含有する場合は、その含有量は０．０５〜２．０　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３２】
Ｃｕ：０．０５〜１．０　質量％
Ｃｕは、溶接金属の強度と焼入れ性を向上させる元素であり、鋼板および溶接用ワイヤ（すなわち鋼素線とめっき層）から溶接金属に添加される。溶接金属の強度を確保し、かつ焼入れ性を高めて靭性を向上させるためには０．０５質量％以上含有することが好ましい。一方、　　１．０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する危険性が増大するばかりでなく、上部ベイナイトあるいはマルテンサイト相が生成して、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ｃｕを含有する場合は、その含有量は０．０５〜１．０　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３３】
Ｃｒ：０．０３〜２．０　質量％
Ｃｒは、大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属の強度と靭性を向上させるために、０．０３質量％以上含有することが好ましい。一方、　　２．０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベーナイト相あるいはマルテンサイト相が生成して、　溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｃｒを含有する場合は、その含有量は０．０３〜２．０　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３４】
Ｖ：　０．００３〜０．３　質量％
Ｖは、Ｃｒと同様に、大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属の強度を向上させ、組織を微細化して靭性を向上させる。このような効果を得るためには、　０．００３質量％以上含有することが好ましい。一方、　　０．３質量％を超えて含有すると、溶接金属が硬化して、靭性が劣化する。このため、Ｖを含有する場合は、その含有量は　０．００３〜０．３　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３５】
Ｎｂ：　０．００３〜０．３　質量％
Ｎｂは、Ｃｒ，Ｖと同様に、大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属の強度を向上させ、組織を微細化して靭性を向上させる。このような効果を得るためには、　０．００３質量％以上含有することが好ましい。一方、　　０．３質量％を超えて含有すると、溶接金属が硬化して、靭性が劣化する。このため、Ｎｂを含有する場合は、その含有量は　０．００３〜０．５　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３６】
【実施例】
表１に示す成分の厚鋼板（厚さ６０ｍｍ）をスキンプレート１，ダイアフラム２として用い、ＪＩＳ規格ＳＮ４９０　相当のフラットバーを側板３として用いて、図１に示すように組み立てて溶接継手を作製した。溶接は線径１．６ｍｍ　の溶接用ワイヤを用いて、表２に示す条件でエレクトロスラグ溶接を行なった。
【００３７】
【表１】

【００３８】
【表２】

【００３９】
溶接の終了後、図２に示すように溶接継手の溶接金属４からシャルピー衝撃試験片５（ＪＩＳ規格Ｚ２２０２　に準拠した２ｍｍＶノッチ試験片）を採取した。なお、シャルピー衝撃試験片５のノッチ位置は、スキンプレート１の板厚方向で溶接金属４の幅が最大となる部位の溶接金属４中心部とした。
このシャルピー衝撃試験片５を用いて、ＪＩＳ規格Ｚ２２４２　に準拠した衝撃試験を行なった。試験温度は０℃とし、シャルピー吸収エネルギー_ＶＥ_Ｏ（Ｊ）を測定した。発明例１〜２４，比較例１〜２３について、それぞれ３本のシャルピー衝撃試験片５を用いて_ＶＥ_Ｏ（Ｊ）を測定し、その平均値を表３，表４に示す。
【００４０】
【表３】

【００４１】
【表４】

【００４２】
発明例１〜２４は、いずれも_ＶＥ_Ｏが７０Ｊ以上であり、良好な靭性を有する溶接金属４が得られた。
一方、　本発明の範囲を外れる成分の溶接金属となる比較例１〜２３は、_ＶＥ_Ｏが７０Ｊ未満であり、溶接金属４の靭性が劣化した。
このように本発明を適用して大入熱エレクトロスラグ溶接を行なうと、良好な靭性を有する溶接金属が得られることが確認できた。
【００４３】
【発明の効果】
本発明によれば、溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手において、良好な靭性を有する溶接金属が安定して得られ、　溶接構造物の安全性、さらには溶接施工効率が顕著に向上し、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接継手を作製する際にスキンプレート，ダイアフラム，側板を組み立てた状態を模式的に示す平面図である。
【図２】シャルピー衝撃試験片の採取位置を模式的に示す平面図である。
【符号の説明】
１　スキンプレート
２　ダイアフラム
３　側板
４　溶接金属
５　シャルピー衝撃試験片[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a welded joint composed of a steel sheet and a weld metal formed by solidification of molten metal produced by high heat input electroslag welding, and more particularly to a large heat input electroslag having a heat input of 400 kJ / cm or more. The present invention relates to a welded joint in which a weld metal obtained by welding has good toughness.
[0002]
[Prior art]
In recent years, from the viewpoint of preventing brittle fracture of a steel structure such as a building due to an earthquake, there is an increasing demand for toughness of a welded portion. As a welding method used for a steel structure, there are gas shielded arc welding, submerged arc welding, electroslag welding, and the like. Among these welding methods, electroslag welding is generally used for vertical welding of steel-frame diaphragms and joints, and enables high-efficiency welding with a larger heat input than other welding methods.
[0003]
For example, when the thickness of the diaphragm is about 60 mm, when electroslag welding is performed in one pass, the welding heat input is as large as about 1000 kJ / cm. In welding with such a large heat input, the cooling rate of the weld metal during welding decreases, and the hardenability of the weld metal decreases. As a result, there is a problem that the microstructure becomes coarse and the toughness of the weld metal decreases.
[0004]
As a method for solving this problem, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 59-179289 discloses that the contents of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, and V are defined, and the TSE = An electroslag welding wire for an extremely thick low alloy high tensile strength steel sheet, in which the components are adjusted so that the TSE value calculated by 41C + 5Si + 8Mn + 28Cu + 5Ni + 2Cr + 7Mo + 32V is 28 or more, is disclosed. In this technique, electroslag welding of an extremely thick steel sheet has a tensile strength of 53 kg / mm ² (ie, 519 MPa) or more and a Charpy absorbed energy at −20 ° C. of 3 kgfm (ie, 29.4 J) or more. It is said that metal can be obtained.
[0005]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-136710 discloses that in electroslag welding, the silicon content of a weld metal formed by melting a base material (that is, a steel plate), a welding wire, and a metal is 0.16 to 0.20. In addition to using a welding wire made of a material having a low silicon content so as to be within the range of the weight percent, the silicon content of the gold is adjusted according to the silicon content of the base metal and the welding wire. Methods for adjusting the silicon of slag weld metal have been proposed.
[0006]
Further, Japanese Patent No. 2892575 proposes a non-consumable nozzle type electroslag welding wire which contains C, Si, Mn, P, S and Ti within an appropriate range and satisfies Mn ≧ 3 (C + Si + Mo + Ti). .
However, the weld metal obtained by the techniques described in JP-A-59-179289, JP-A-9-136710 and JP-A-2892575 has a Charpy absorbed energy of about 30 J at a test temperature of 0 ° C to -20 ° C. , It is hard to say that it has sufficient toughness.
[0007]
To cope with such a problem, for example, Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2002-79396 discloses a large heat input electrode containing C, Si, Mn, Mo, Ni, and B within an appropriate range and reducing the N and O contents. Slag welding wires have been proposed. According to this technique, excellent weld metal toughness is obtained by controlling the austenite grain size of the weld metal and utilizing the segregation effect of B on the austenite grain boundaries.
[0008]
However, in the large heat input electroslag welding, since the base material dilution ratio is high and steel sheets of various compositions are used, even if the welding wire described in JP-A-2002-79396 is used, the welding metal In some cases, the refinement of the structure becomes insufficient, and it is presumed that it is difficult to stably obtain a high toughness weld metal.
As in electroslag welding, in submerged arc welding used as high heat input welding, a technique for achieving high toughness by forming a weld metal into a fine acicular ferrite structure is well known. Numerous studies have been made on the formation of an acicular ferrite in a weld metal, and by dispersing a large number of oxide-based inclusions containing Ti in the weld metal, the acicular ferrite is generated from the oxide-based inclusion or its surroundings. Has been obtained.
[0009]
However, electroslag welding is vertical and has a very low welding speed, and in addition to promoting the deoxidation reaction in the molten metal, oxides in the molten metal float up and are mostly discharged as slag, and the molten metal is discharged. The amount of oxygen in the inside becomes low, and it becomes difficult to disperse a large amount of oxide-based inclusions. Therefore, it has been difficult to obtain high toughness in a structure mainly composed of acicular ferrite as in submerged arc welding.
[0010]
[Patent Document 1]
JP-A-59-179289 [Patent Document 2]
JP-A-9-136710 [Patent Document 3]
Japanese Patent No. 2892575 [Patent Document 4]
JP 2002-79396 A
[Problems to be solved by the invention]
The present invention solves the above-mentioned problems, and is a welded joint obtained by welding steel sheets by high heat input electroslag welding having a welding heat input of 400 kJ / cm or more, and has a weld metal excellent in toughness. It is intended to provide a welded joint.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors produced a welded joint by welding steel sheets by high heat input electroslag welding with a heat input of 400 kJ / cm or more, and conducted extensive studies on improving the toughness of a weld metal of the obtained welded joint. The following findings were obtained.
In high heat input electroslag welding, since the welding is an extremely low-speed vertical welding, an oxide-based inclusion containing Ti, which is indispensable for obtaining a fine acicular ferrite structure with high toughness, is contained in the weld metal. Is difficult to disperse.
[0013]
Therefore, BN was focused on as a ferrite generation nucleus instead of Ti oxide. It is said that BN has a lower function as a ferrite forming nucleus than Ti oxide, but in large heat input electroslag welding, the solidification rate of the molten metal and the cooling rate of the weld metal are slow, so that BN in the weld metal is low. B and N combine to easily form BN. The addition of B and N into the weld metal can be performed by using addition from a welding wire and dilution of a steel sheet. Therefore, in large heat input electroslag welding, it is easier to add B and N in the weld metal and to disperse BN as precipitates in a large amount as compared with the dispersion of Ti oxide.
[0014]
B is known to have an effect of suppressing the formation of coarse grain boundary ferrite by utilizing segregation to old austenite grain boundaries. In order to obtain this effect, it is necessary to secure free B existing in a solid solution state in the weld metal. Therefore, if the amount of B and the amount of N added for the formation of BN are adjusted so that free B remains in the weld metal, the formation of grain boundary ferrite is suppressed in addition to the effect of promoting the formation of ferrite by BN. The effect is obtained. As a result, the structure of the weld metal is refined, and improvement in toughness can be achieved.
[0015]
Thus, in high heat input electroslag welding, various alloying elements are added to the weld metal, the hardenability of the weld metal is adjusted, and BN is formed by adding appropriate amounts of B and N. Generation of fine ferrite can be promoted, and generation of coarse grain boundary ferrite due to segregation of free B grains can be suppressed. By the synergistic effect of the effect of promoting the formation of fine ferrite and the effect of suppressing the formation of coarse grain boundary ferrite, a high toughness weld metal having a fine microstructure can be obtained.
[0016]
The present invention has been completed based on the above findings, and comprises a welding metal obtained by welding a steel sheet by high heat input electroslag welding having a welding heat input of 400 kJ / cm or more, and welding comprising the steel sheet. A joint, wherein the weld metal is C: 0.02 to 0.20% by mass, Si: 0.05 to 1.20% by mass, Mn: 0.5 to 2.5% by mass, Al: 0. 002 to 0.05 mass%, Mo: 0.05 to 1.2 mass%, Ti: 0.005 to 0.050 mass%, B: 0.0010 to 0.010 mass%, N: 0.0025 to 0.0085% by mass, O: 0.010 to 0.030% by mass, the balance has a composition consisting of Fe and unavoidable impurities, and the contents of B and N contained in the weld metal are The B / N value represented by the following equation (1) is 0.4 to 1. A large heat input electroslag welding joint which satisfies the range of.
[0017]
B / N = [B] / [N] (1)
[B]: B content (% by mass)
[N]: N content (% by mass)
Further, in the present invention, the weld metal preferably contains Ni: 0.05 to 2.0% by mass in addition to the composition.
[0018]
Preferably, the weld metal contains Cu: 0.05 to 1.0% by mass in addition to the above composition.
Further, in addition to the above composition, the weld metal contains one of Cr: 0.03 to 2.0% by mass, V: 0.003 to 0.3% by mass, and Nb: 0.003 to 0.3% by mass. It is preferable to contain one or more species.
[0019]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The reason for defining the components of the weld metal to which the present invention is applied will be described.
C: 0.02 to 0.20 mass%
C is an element that increases the strength of the weld metal and improves the hardenability, but if the C content is less than 0.02% by mass, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 0.20% by mass, hot cracking of the weld metal may occur, and the toughness of the weld metal deteriorates due to excessive hardening and the formation of island-like martensite. For this reason, C was limited to the range of 0.02 to 0.20% by mass.
[0020]
Si: 0.05 to 1.20 mass%
Si is an element having a deoxidizing action, improving the strength of the weld metal, and further improving the flowability of the molten metal. Such an effect is recognized when the Si content is 0.05% by mass or more. On the other hand, if the content exceeds 1.20% by mass, hot cracking of the weld metal may occur, and furthermore, the formation of island-like martensite is promoted and the toughness of the weld metal is deteriorated. For this reason, Si was limited to the range of 0.05 to 1.20% by mass.
[0021]
Mn: 0.5 to 2.5 mass%
Mn is an element that secures the strength of the weld metal and improves the hardenability of the weld metal. If the Mn content is less than 0.5% by mass, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, when the content exceeds 2.5% by mass, not only hot cracking of the weld metal occurs but also an upper bainite phase or a martensite phase is generated, and the toughness of the weld metal is deteriorated. For this reason, Mn was limited to the range of 0.5 to 2.5% by mass.
[0022]
Al: 0.002 to 0.05% by mass
Al is a deoxidizing element, and is contained in the welding wire in order to promote the deoxidizing action in the molten metal. If the deoxidation reaction of the molten metal is insufficient, oxygen in the weld metal increases, and elements such as Si, Mn, and B, which should be contained in a solid solution state, become oxides, and the hardenability of the weld metal decreases. , Toughness degradation occurs. Therefore, Al is contained in an amount of 0.002% by mass or more. However, when the content exceeds 0.05% by mass, a large amount of Al ₂ O ₃ is formed in the weld metal, which not only inhibits the formation of Ti oxide, which is a nucleus of the formation of acicular ferrite, but also inhibits the formation of the weld metal. This causes coarse oxide-based inclusions, which are the starting points of fracture, to be present internally, thereby deteriorating the toughness of the weld metal. For this reason, Al was limited to the range of 0.002 to 0.05% by mass.
[0023]
Mo: 0.05 to 1.2 mass%
Mo is an element that improves the strength of the weld metal, increases the hardenability of the weld metal, promotes the formation of acicular ferrite during transformation, and refines the structure of the weld metal. In order to obtain such an effect, the content needs to be 0.05% by mass or more. On the other hand, when the content exceeds 1.2% by mass, hot cracking of the weld metal may occur, and excessive hardening occurs to deteriorate the toughness of the weld metal. For this reason, Mo must satisfy the range of 0.05 to 1.2% by mass.
[0024]
Ti: 0.005 to 0.050 mass%
Ti forms an oxide in a molten metal, and fine acicular ferrite is generated using the oxide as a nucleus, thereby improving the toughness of the weld metal. Although the present invention focuses on the formation of acicular ferrite with BN as a nucleus, the effect can be further enhanced by the combined use of Ti oxide. If the Ti content is less than 0.005% by mass, oxides are not sufficiently generated, and the effect of improving the toughness of the weld metal cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 0.050% by mass, Ti acts as a solid solution element in the weld metal, so that the weld metal hardens and causes deterioration in toughness. For this reason, Ti was limited to the range of 0.005 to 0.050 mass%.
[0025]
B: 0.0010 to 0.010 mass%
B is an element that improves the hardenability of the weld metal and improves the toughness of the weld metal. B forms BN in the weld metal, fixes N, prevents the toughness of the weld metal from deteriorating due to solid solution N, and promotes the formation of acicular ferrite with BN as a nucleus to form the structure of the weld metal. And has the effect of improving toughness. In addition, B has the effect of segregating at the former austenite grain boundary to suppress the growth of coarse pro-eutectoid ferrite, and has the effect of further improving the toughness of the weld metal. In order to obtain such an effect of B, it is necessary to generate a certain amount of BN in the weld metal, and it is necessary to contain B in an amount of 0.0010% by mass or more. On the other hand, if the content exceeds 0.010% by mass, hot cracking of the weld metal tends to occur. For this reason, B was limited to the range of 0.0010 to 0.010% by mass.
[0026]
N: 0.0025 to 0.0085 mass%
N is an element that forms a solid solution in the weld metal and deteriorates the toughness of the weld metal. In the present invention, BN formed by combining with B is contained as a nucleus in an amount of 0.0025% by mass or more in order to promote the formation of acicular ferrite. However, when the content exceeds 0.0085% by mass, B is excessively added in order to suppress free N in the weld metal, thereby deteriorating the toughness of the weld metal and the danger of generating hot cracks. Increase. Therefore, N is set to 0.0025 to 0.0085% by mass or less.
[0027]
O: 0.010-0.030 mass%
O must be contained in an amount of 0.010% by mass or more in order to form a Ti oxide serving as a nucleus for producing acicular ferrite. However, when the content exceeds 0.030% by mass, O in the weld metal becomes excessive, which not only reduces the hardenability of the weld metal, but also causes a large amount of coarse oxides, which are the starting points of fracture in the weld metal. As a result, the toughness of the weld metal deteriorates. For this reason, O was limited to the range of 0.010 to 0.030% by mass.
[0028]
B / N: 0.4-1.2
In the present invention, B and N are added in order to utilize BN as a nucleus for the formation of acidic ferrite in the weld metal. However, in order to prevent the toughness of the weld metal from deteriorating due to free N and to use the effect of suppressing the formation of coarse grain boundary ferrite due to free B, not only the respective contents of B and N but also B and N It is necessary to maintain the balance of the content in a proper range. Therefore, a B / N value calculated from the following equation (1) using the B content and the N content in the weld metal is used as an index indicating the balance between the B and N contents.
[0029]
B / N = [B] / [N] (1)
[B]: B content (% by mass)
[N]: N content (% by mass)
If the B / N value is less than 0.4, N in the weld metal becomes excessive and not only coarse grain boundary ferrite is generated but also the toughness of the weld metal is deteriorated due to the presence of free N. On the other hand, when the B / N value exceeds 1.2, B in the weld metal becomes excessive, and the hardenability increases due to the increase in free B, and the toughness deteriorates due to the formation of island martensite. For this reason, the B / N value was limited to the range of 0.4 to 1.2.
[0030]
In addition to the above-mentioned components, in the present invention, the weld metal may further contain 0.05 to 2.0% by mass of Ni and / or 0.05 to 1.0% by mass of Cu.
Further, one or more of Cr: 0.03 to 2.0% by mass, V: 0.003 to 0.3% by mass, and Nb: 0.003 to 0.3% by mass are contained. Can be.
These Ni, Cu, Cr, V, and Nb are elements that improve the strength and toughness of the weld metal in large heat input welding, and can be selectively contained as necessary.
[0031]
Ni: 0.05 to 2.0 mass%
Ni is preferably contained in an amount of 0.05% by mass or more as an element for improving the strength and toughness of the weld metal. On the other hand, if the content exceeds 2.0% by mass, not only the risk of hot cracking of the weld metal increases, but also the upper bainite or martensite phase is generated, deteriorating the toughness of the weld metal. For this reason, when Ni is contained, its content is preferably limited to the range of 0.05 to 2.0% by mass.
[0032]
Cu: 0.05 to 1.0 mass%
Cu is an element that improves the strength and hardenability of the weld metal, and is added to the weld metal from a steel sheet and a welding wire (ie, a steel wire and a plating layer). In order to secure the strength of the weld metal and enhance the hardenability to improve the toughness, the content is preferably 0.05% by mass or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0% by mass, not only the risk of hot cracking of the weld metal increases, but also upper bainite or martensite phase is generated, thereby deteriorating the toughness of the weld metal. Therefore, when Cu is contained, its content is preferably limited to the range of 0.05 to 1.0% by mass.
[0033]
Cr: 0.03 to 2.0 mass%
Cr is preferably contained in an amount of 0.03% by mass or more in order to improve the strength and toughness of the weld metal in high heat input electroslag welding. On the other hand, when the content exceeds 2.0% by mass, not only hot cracking of the weld metal occurs but also an upper bainite phase or a martensite phase is generated, and the toughness of the weld metal is deteriorated. Therefore, when Cr is contained, its content is preferably limited to the range of 0.03 to 2.0% by mass.
[0034]
V: 0.003 to 0.3% by mass
V, like Cr, improves the strength of the weld metal in high heat input electroslag welding, refines the structure, and improves toughness. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.003% by mass or more. On the other hand, if the content exceeds 0.3% by mass, the weld metal is hardened and the toughness is deteriorated. Therefore, when V is contained, its content is preferably limited to the range of 0.003 to 0.3% by mass.
[0035]
Nb: 0.003 to 0.3% by mass
Like Cr and V, Nb improves the strength of the weld metal, refines the structure, and improves the toughness in large heat input electroslag welding. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.003% by mass or more. On the other hand, if the content exceeds 0.3% by mass, the weld metal is hardened and the toughness is deteriorated. Therefore, when Nb is contained, its content is preferably limited to the range of 0.003 to 0.5% by mass.
[0036]
【Example】
A steel plate (thickness: 60 mm) having the components shown in Table 1 was used as the skin plate 1 and the diaphragm 2 and flat bars equivalent to JIS standard SN490 were used as the side plates 3 to assemble as shown in FIG. . Electroslag welding was performed under the conditions shown in Table 2 by using a welding wire having a wire diameter of 1.6 mm.
[0037]
[Table 1]

[0038]
[Table 2]

[0039]
After the welding was completed, a Charpy impact test piece 5 (a 2 mm V notch test piece based on JIS Z2202) was collected from the weld metal 4 of the welded joint as shown in FIG. The notch position of the Charpy impact test piece 5 was set at the center of the weld metal 4 where the width of the weld metal 4 became maximum in the thickness direction of the skin plate 1.
Using this Charpy impact test piece 5, an impact test based on JIS standard Z2242 was performed. The test temperature was 0 ° C., and the Charpy absorbed energy _V _EO (J) was measured. For each of Inventive Examples 1 to 24 and Comparative Examples 1 to 23, _V _EO (J) was measured using three Charpy impact test pieces 5, and the average values are shown in Tables 3 and 4.
[0040]
[Table 3]

[0041]
[Table 4]

[0042]
Invention Examples 1 to 24 are all _V E _O is at least 70 J, the weld metal 4 were obtained with a good toughness.
On the other hand, Comparative Examples 1 to 23 as a weld metal of ingredients outside the scope of the present invention, _V E _O is less than 70 J, was deteriorated toughness of the weld metal 4.
As described above, it has been confirmed that when high heat input electroslag welding is performed by applying the present invention, a weld metal having good toughness can be obtained.
[0043]
【The invention's effect】
According to the present invention, in a welded joint obtained by welding steel sheets by high heat input electroslag welding having a welding heat input of 400 kJ / cm or more, a weld metal having good toughness can be stably obtained. In addition, the safety of welding and the efficiency of welding work are remarkably improved, and a remarkable industrial effect is achieved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a plan view schematically showing a state in which a skin plate, a diaphragm, and a side plate are assembled when a welded joint is manufactured.
FIG. 2 is a plan view schematically showing a sampling position of a Charpy impact test specimen.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Skin plate 2 Diaphragm 3 Side plate 4 Weld metal 5 Charpy impact test piece

Claims

A welded joint composed of a steel sheet and a weld metal obtained by welding a steel sheet by high heat input electroslag welding having a heat input of 400 kJ / cm or more, wherein the weld metal is C: 0.02 to 0. 20% by mass, Si: 0.05 to 1.20% by mass, Mn: 0.5 to 2.5% by mass, Al: 0.002 to 0.05% by mass, Mo: 0.05 to 1.2% by mass %, Ti: 0.005 to 0.050% by mass, B: 0.0010 to 0.010% by mass, N: 0.0025 to 0.0085% by mass, O: 0.010 to 0.030% by mass. B and N have the composition consisting of Fe and inevitable impurities, and the B / N value represented by the following formula (1) is determined using the content of B and N contained in the weld metal. A large heat input electrode characterized by satisfying the range of 4 to 1.2. Lugs welded joints.
B / N = [B] / [N] (1)
[B]: B content (% by mass)
[N]: N content (% by mass)

The high heat input electroslag welded joint according to claim 1, wherein the weld metal contains 0.05 to 2.0% by mass of Ni in addition to the composition.

The high heat input electroslag welding joint according to claim 1 or 2, wherein the weld metal contains Cu: 0.05 to 1.0% by mass in addition to the composition.

The weld metal may contain, in addition to the composition, Cr: 0.03-2.0% by mass, V: {0.003-0.3}% by mass, and Nb: {0.003-0.3}% by mass. The high heat input electroslag welded joint according to claim 1, wherein the joint comprises at least one kind.